(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０３〜０．０８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．８〜２．６ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０３ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％、Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．００３〜０．０５ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２５〜０．００７０ｍａｓｓ％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％を含有し、下記（１）式に示す炭素当量Ｃｅｑが０．３３〜０．４５の範囲にあり、かつ、Ｃａ，ＯおよびＳが下記（２）式を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときのボンド近傍の熱影響部の組織が、旧オーステナイト粒界から析出した粒界フェライトを除いた旧オーステナイト粒内組織の大きさが１０μｍ以下であり、かつ島状マルテンサイトが面積分率で２％以下であることを特徴とする大入熱溶接用鋼材。ここで、旧オーステナイト粒内組織の大きさとは、ＥＢＳＤで測定した１５°以上の傾角を有する粒界組織における線分法で測定した平均切片長さのことである。
記
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５  ・・・（１）
０≦（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ≦１  ・・・（２）
ただし、上記元素記号は、各元素の含有量（ｍａｓｓ％）
【請求項２】
上記成分組成に加えてさらに、Ｃｒ：０．４ｍａｓｓ％以下およびＭｏ：０．４ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の大入熱溶接用鋼材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、造船や建築、土木等の分野における各種鋼構造物に用いられる鋼材に関し、特に溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を受ける用途に適した鋼材に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
造船や建築、土木等の分野で使用される鋼材は、一般に、溶接接合により所望の形状の鋼構造物に仕上げられる。従って、これらの構造物においては、安全性の観点から、使用される鋼材（母材）の靭性に優れていることは勿論のこと、溶接部の靭性にも優れていることが求められている。
【０００３】
一方、これら鋼構造物は、近年、ますます大型化するのに伴い、使用される鋼材の高強度化・厚肉化が進むと共に、溶接施工にはサブマージアーク溶接、エレクトロガス溶接およびエレクトロスラグ溶接などの高能率な大入熱溶接が適用されるようになってきている。従って、大入熱溶接により施工したときの溶接部靭性に優れた鋼材が必要となってきている。
【０００４】
しかし、溶接入熱量が大きくなると、一般に、溶接熱影響部の組織は、粗大化し、靭性が低下することが知られている。このような大入熱溶接による靭性低下に対しては、これまで、多くの対策が提案されてきた。例えば、ＴｉＮを微細分散させて、オーステナイト粒の粗大化を抑制したり、フェライト変態核として利用したりする技術が既に実用化されている。また、特許文献１には、Ｔｉ酸化物を分散させることによって、また、特許文献２には、ＢＮを析出させることによって、フェライト核生成能を高めて溶接部の靭性を高める技術が開示されている。さらに、特許文献３および４には、ＣａやＲＥＭを添加して硫化物の形態を制御することにより高靭性を得る技術が開示されている。
【０００５】
しかしながら、ＴｉＮを利用する従来技術は、ＴｉＮが溶解する温度域に加熱される溶接熱影響部においては、ＴｉＮが有する上記作用がなくなり、さらには、地の組織が固溶Ｔｉおよび固溶Ｎにより脆化して靭性が著しく低下するという問題があった。また、特許文献１や２に記載のＴｉ酸化物やＢＮ析出物を利用する技術は、酸化物等を均一に微細分散させることが困難であるという問題があった。この問題に対しては、酸化物を複合化する等の方法で、分散能を改善する検討が種々行われているが、入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超えるような大入熱溶接では、オーステナイト粒の成長を抑制して、溶接熱影響部の靭性を確保することは困難であるという問題があった。また、特許文献３に記載のＣａを添加する技術や特許文献４に記載のＲＥＭを添加する技術では、３００ｋＪ／ｃｍ程度までの入熱量であれば高靭性の確保が可能であるが、３００ｋＪ／ｃｍを超えるような大入熱溶接では、これらの技術でも溶接熱影響部の靭性を確保することは難しい。
【０００６】
これに対し、発明者らは、４００ｋＪ／ｃｍを超えるような大入熱溶接でも、良好な溶接熱影響部靭性が得られる鋼材を特許文献５に開示している。この技術の特徴は、４００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を行った熱影響部の靭性を向上させるために、硫化物の形態制御に用いられるＣａを適正量含有させるところにある。具体的には、まず、鋼を溶製し、凝固させる段階でＣａＳを析出させる。ＣａＳは、酸化物に比べて低温で析出するため、鋼中に微細に分散させることができるからである。この際、Ｃａ，Ｓの含有量および鋼中の溶存酸素量を適正範囲に制御し、ＣａＳの晶出後に固溶Ｓ量を適正量確保することによって、微細分散したＣａＳの表面上にＭｎＳを析出させることが特に重要である。ＭｎＳは、それ自身がフェライト核生成能を有しているほか、その周囲にＭｎの希薄帯を形成して、フェライト変態を促進する作用も有している。また、上記ＭｎＳ上には、さらにＴｉＮ、ＢＮ、ＡｌＮ、ＶＮ等のフェライト生成核が析出するため、より一層フェライト変態が促進される。以上の方策によって、大入熱溶接時の高温下でも溶解しないフェライト変態生成核を微細に分散させて、溶接熱影響部の組織を微細なフェライトパーライト組織とし、高靭性化を図ることが可能となった。
【特許文献１】特開昭５７−５１２４３号公報
【特許文献２】特開昭６２−１７０４５９号公報
【特許文献３】特開昭６０−２０４８６３号公報
【特許文献４】特公平０４−１４１８０号公報
【特許文献５】特許３５４６３０８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、発明者らの研究によれば、Ｃや合金元素を比較的多量に添加している成分系の鋼、すなわち、比較的高強度の鋼においては、上記特許文献５に記載の技術を適用しても、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときのボンド近傍の熱影響部には、島状マルテンサイトと呼ばれる硬質の脆化組織が数％生成し、これが靭性の向上を阻んでいることがわかってきた。ここで、上記ボンド近傍の熱影響部とは、熱影響部の中でも溶接時に最も高い温度に曝され、オーステナイト粒が粗大化する領域であり、例えば、図１に示す点線近傍の熱影響部のことをいう。
【０００８】
そこで、本発明の目的は、合金元素を多量に含む高合金系の鋼において、３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときでも、ボンド近傍の熱影響部における島状マルテンサイトの生成を抑制し得る、溶接後の靭性に優れる大入熱溶接用鋼材を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
発明者らは、大入熱溶接を施したときの溶接ボンド近傍の熱影響部に形成される島状マルテンサイトの生成を抑制する有効な方策について鋭意検討した。その結果、溶接ボンド近傍の熱影響部の旧オーステナイト粒内組織をアシキュラーフェライト主体とすることが極めて有効であることを知見した。というのは、アシキュラーフェライトは、いわば粒内から核生成したベイナイトであり、粒内にアシキュラーフェライトが生成した場合には、旧オーステナイト粒界からベイナイトが生成するときと比較して、核生成サイトが多くなり、未変態オーステナイトへのＣ濃化が軽減されるため、島状マルテンサイトが形成しにくくなるからと考えられる。そして、アシキュラーフェライトの面積分率は概ね半分程度以上となると、ＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折）で測定した１５°以上の傾角を有する粒界組織において、旧オーステナイト粒界から析出した粒界フェライトを除いて、線分法で得られる平均切片長さが１０μｍ以下となるため、この平均切片長さをアシキュラーフェライトの面積分率の指標として用いることができる、即ち、島状マルテンサイトの面積分率を所定の値以下にするためには、上記平均切片長さを制御すればよいことを見出した。
【００１０】
また、粒内アシキュラーフェライトの生成を促進するには、Ｍｎ含有量を１．８〜２．６ｍａｓｓ％と高めることが有効である。これは、ＣａＳの表面上にＭｎＳが析出する際に形成されるＭｎの希薄帯が、フェライト変態やベイナイト変態を促進するが、Ｍｎ添加量が高いと、母相と希薄帯間のＭｎ含有量の差が大きくなり、フェライト変態あるいはベイナイト変態の駆動力が高くなるためであると考えられる。なお、粒内をアシキュラーフェライト組織とするために、旧オーステナイト粒界に沿って初析フェライトを析出させ、生成速度の大きい旧オーステナイト粒界からのベイナイト生成をできるだけ抑えることも有効である。
【００１１】
本発明は、上記知見を基に完成したものであり、Ｃ：０．０３〜０．０８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．８〜２．６ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０３ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％、Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．００３〜０．０５ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２５〜０．００７０ｍａｓｓ％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％を含有し、下記（１）式；
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５  ・・・（１）
ただし、上記元素記号は、各元素の含有量（ｍａｓｓ％）
に示す炭素当量Ｃｅｑが０．３３〜０．４５の範囲にあり、かつ、Ｃａ，ＯおよびＳが下記（２）式；
０≦（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ≦１  ・・・（２）
ただし、上記元素記号は、各元素の含有量（ｍａｓｓ％）
を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときのボンド近傍の熱影響部の組織が、旧オーステナイト粒界から析出した粒界フェライトを除いた旧オーステナイト粒内組織の大きさが１０μｍ以下であり、かつ島状マルテンサイトが面積分率で２％以下であることを特徴とする大入熱溶接用鋼材である。ここで、旧オーステナイト粒内組織の大きさとは、ＥＢＳＤで測定した１５°以上の傾角を有する粒界組織における線分法で測定した平均切片長さのことである。
【００１３】
本発明は、上記成分組成に加えてさらに、Ｃｒ：０．４ｍａｓｓ％以下およびＭｏ：０．４ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を行っても、溶接後の靭性に優れる鋼材を得ることができる。したがって、本発明は、サブマージアーク溶接、エレクトロガス溶接、エレクトロスラグ溶接などの大入熱溶接によって施工される大型の鋼構造物の品質向上や安全性向上に寄与するところ大である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１５】
まず、本発明の大入熱溶接用鋼材の成分組成について説明する。
Ｃ：０．０３〜０．０８ｍａｓｓ％
Ｃは、構造用鋼としての必要な強度を得るために必要な元素であり、下限を０．０３ｍａｓｓ％とする。一方、島状マルテンサイトの生成を抑えるため、上限は０．０８ｍａｓｓ％とする。
【００１６】
Ｓｉ：０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％
Ｓｉは、脱酸剤として添加される元素であり、０．０１ｍａｓｓ％以上添加する必要がある。一方、０．１５ｍａｓｓ％を超えると、母材の靭性を劣化させるほか、大入熱溶接におけるボンド近傍の熱影響部に島状マルテンサイトを生成して靭性を劣化させる。よって、Ｓｉは０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％の範囲とする。
【００１７】
Ｍｎ：１．８〜２．６ｍａｓｓ％
Ｍｎは、母材の強度を確保するとともに、アシキュラーフェライトの生成を促進するため、１．８ｍａｓｓ％以上添加する必要がある。一方、２．６ｍａｓｓ％を超える添加は、溶接部の靭性を劣化させる。よって、Ｍｎは１．８〜２．６ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは、１．８〜２．２ｍａｓｓ％の範囲である。
【００１８】
Ｐ：０．０３ｍａｓｓ％以下
Ｐは、不可避的に混入する不純物であり、０．０３ｍａｓｓ％を超える含有は、溶接部の靭性を劣化させる。よって、Ｐは０．０３ｍａｓｓ％以下とする。
【００１９】
Ｓ：０．０００５〜０．００４０ｍａｓｓ％
Ｓは、本発明においては、ＣａＳおよびＭｎＳを生成するための重要な元素であり、０．０００５ｍａｓｓ％以上含有する必要がある。一方、０．００４０ｍａｓｓ％を超えると母材の靭性が低下する。よって、Ｓは０．０００５〜０．００４０ｍａｓｓ％の範囲とする。
【００２０】
Ａｌ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％
Ａｌは、鋼の脱酸に必要な成分であり、０．００５ｍａｓｓ％以上添加する必要がある。一方、０．１ｍａｓｓ％を超えて添加すると、母材の靭性が低下すると共に、溶接金属の靭性を低下させる。よって、Ａｌは０．００５〜０．１ｍａｓｓ％の範囲とする。
【００２１】
Ｎｂ：０．００３〜０．０５ｍａｓｓ％
Ｎｂは、母材の強度・靭性および継手の強度を確保するのに有効な元素であり、上記効果をためには、０．００３ｍａｓｓ％以上添加する必要がある。一方、０．０５ｍａｓｓ％を超えて添加すると、溶接熱影響部の靭性が低下する。よって、Ｎｂは、０．００３〜０．０５ｍａｓｓ％とする。
【００２２】
Ｔｉ：０．００３〜０．０３ｍａｓｓ％
Ｔｉは、凝固時にＴｉＮとなって析出し、溶接熱影響部でのオーステナイトの粗大化を抑制したり、フェライト生成核となってフェライト変態を促進したりして高靭性化に寄与する元素である。上記効果を得るには、０．００３ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。一方、０．０３ｍａｓｓ％を超えると、ＴｉＮ粒子が粗大化し、期待する効果が得られなくなる。よって、Ｔｉは０．００３〜０．０３ｍａｓｓ％の範囲とする。
【００２３】
Ｎ：０．００２５〜０．００７０ｍａｓｓ％
Ｎは、ＴｉＮを形成するのに必要な元素であり、０．００２５ｍａｓｓ％未満では十分なＴｉＮ量が得られない。一方、０．００７０ｍａｓｓ％を超えると、溶接熱サイクルによってＴｉＮが溶解する領域で固溶Ｎ量が増加し、靭性の低下をもたらす。よって、Ｎは０．００２５〜０．００７０ｍａｓｓ％の範囲とする。
【００２４】
Ｂ：０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％
Ｂは、溶接熱影響部でＢＮを生成し、固溶Ｎを低減するとともに、フェライト変態核として作用する元素である。このような効果を得るには０．０００３ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。一方、０．００２５ｍａｓｓ％を超えて添加すると、焼入性が増して、靭性が低下するようになる。よって、Ｂは０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％の範囲とする。
【００２５】
Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％以下
Ｃｕは、母材の靭性を確保しつつ強度を向上させる効果を有する。上記効果を得るには、０．１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。一方、１．０ｍａｓｓ％を超える添加は、熱間脆性を生じて鋼材の表面性状を劣化させる。よって、Ｃｕは１．０ｍａｓｓ％以下の範囲で添加する。
【００２６】
Ｎｉ：１．０ｍａｓｓ％以下
Ｎｉは、Ｃｕと同様に、母材の靭性を保ちつつ強度を上昇させる効果を有する。上記効果を得るには、０．１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、１．０ｍａｓｓ％を超えて添加しても、効果が飽和するだけである。よって、Ｎｉは１．０ｍａｓｓ％以下の範囲とする。
【００２７】
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０ｍａｓｓ％
Ｃａは、Ｓを固定することによって、靭性を改善する元素であり、０．０００５ｍａｓｓ％以上の添加によって上記効果を得ることができる。一方、０．００３０ｍａｓｓ％を超えて添加しても効果が飽和するだけである。よって、本発明では、Ｃａは０．０００５〜０．００３０ｍａｓｓ％の範囲とする。
【００２８】
０≦（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ≦１
Ｃａ，ＳおよびＯは、下記；
０．２≦（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ≦１
の関係式を満たして含有する必要がある。ここで、Ｃａ，Ｓ，Ｏは、各元素の含有量（ｍａｓｓ％）である。
（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓの値が０未満では、ＣａＳが晶出しないため、ＳはＭｎＳ単独の形態で析出する。このＭｎＳは、鋼板製造の圧延時に伸長されて母材の靭性低下を引き起こすとともに、溶接熱影響部ではＭｎＳが溶融してしまうため、本発明の主眼であるフェライト生成核の微細分散を達成できない。
一方、（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓの値が１を超えると、ＳのほとんどがＣａによって固定されるため、フェライト生成核として働くＭｎＳがＣａＳ上に析出しないため、フェライト生成核としての機能を果たすことができない。
したがって、上記式を満たす場合にのみ、ＣａＳ上にＭｎＳが析出して複合硫化物の形態となり、フェライト変態が促進される。
【００２９】
なお、Ｏは、不可避的不純物として鋼中に含有され、鋼の清浄度を低下させる。このため、本発明ではできるだけ低減することが望ましい。特に、Ｏ含有量が０．００３０ｍａｓｓ％を超えると、ＣａＯ系介在物が粗大化して母材靭性を低下させてしまうため、０．００３０ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。
また、本発明では、ＣａをＣａＳとして晶出させるために、Ｃａと結合力の強いＯの含有量をＣａ添加前に低減しておくことが必要であり、Ｃａ添加前の残存Ｏ量は、０．００３０ｍａｓｓ％以下であることが好ましい。残存Ｏ量の低減方法としては、例えば、脱ガスを強化する、脱酸剤を投入する等の方法を用いることができる。
【００３０】
本発明の鋼材は、上記成分に加えてさらに、フェライト生成核としての機能を有するＶを下記の範囲で含有することができる。
Ｖ：０．２ｍａｓｓ％以下
Ｖは、母材の強度・靭性の向上に有効な元素であり、また、ＶＮとして析出し、フェライト生成核としても働く有効な元素である。しかし、０．２ｍａｓｓ％を超える添加は、却って靭性の低下を招く。よって、添加する場合は、０．２ｍａｓｓ％以下とする。
【００３１】
また、本発明の鋼材は、上記成分に加えてさらに、強度向上を目的として、ＣｒおよびＭｏを下記の範囲で添加することができる。
Ｃｒ：０．４ｍａｓｓ％以下
Ｃｒは、母材の高強度化に有効な元素である。しかし、多量に添加すると、靭性に悪影響を与えるため、上限を０．４ｍａｓｓ％とする。よって、Ｃｒを添加する場合は、０．４ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。
Ｍｏ：０．４ｍａｓｓ％以下
Ｍｏは、母材の高強度化に有効な元素である。しかし、多量に添加すると、靭性に悪影響を与えるため、上限を０．４ｍａｓｓ％とする。よって、Ｍｏを添加する場合は、０．４ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。
【００３２】
本発明の鋼材において、上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。しかし、本発明の効果を害さない範囲であれば、他の元素の含有を拒むものではない。
【００３３】
次に、本発明において、炭素当量Ｃｅｑおよびボンド近傍の熱影響部組織を規制する理由について説明する。
上述したように、本発明は、Ｃ，Ｍｎ，Ｃａ，ＳおよびＯの含有量を限定された範囲に調整することによって、３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接においても溶接部靭性に優れた鋼材を提供することができる。しかし、本発明の鋼材は、上記成分組成を満たすことに加えてさらに、炭素当量Ｃｅｑを０．３３〜０．４５ｍａｓｓ％の範囲とすることが必要である。炭素当量Ｃｅｑが０．３３ｍａｓｓ％未満では、鋼材として必要な母材強度が得られない場合がある。一方、Ｃｅｑが０．４５ｍａｓｓ％を超えると、ボンド近傍の熱影響部における島状マルテンサイトの生成が顕著となって、溶接部の靭性が低下することがあるからである。
【００３４】
また、本発明の鋼材は、ボンド近傍の熱影響部における島状マルテンサイトの分率が、面積分率にして２％以下であることが必要である。島状マルテンサイトの面積分率は、Ｃｅｑを０．４５ｍａｓｓ％以下とすることにより、概ね３％未満に抑えることができる。しかし、発明者らの調査によれば、たとえ３％とはいえ、２％を超える島状マルテンサイトは、靭性に対して悪影響を及ぼす。したがって、溶接部の靭性の低下を確実に防止するには、ボンド近傍の熱影響部における島状マルテンサイトの面積分率を２％以下、望ましくは１％未満に抑えることが好ましい。
【００３５】
島状マルテンサイトの面積分率を２％以下に抑えるには、ボンド近傍の熱影響部におけるアシキュラーフェライトの面積分率をできるだけ大きくすることが好ましい。というのは、ボンド近傍の熱影響部における島状マルテンサイトの生成は、主としてＣｅｑに依存するが、ベイナイト変態機構によっても左右される。先述したように、ボンド近傍の熱影響部の旧オーステナイト粒内には、ベイナイト変態によってアシキュラーフェライトが生成するが、このアシキュラーフェライトが多くなるほど、未変態オーステナイトへのＣ濃化が低減するので、島状マルテンサイトの生成量は小さくなる。そして、ボンド近傍の熱影響部の組織から旧オーステナイト粒界より析出した粒界フェライトを除いた組織をＥＢＳＤで測定したとき、傾角が１５°以上の粒界組織における線分法で測定した平均切片長さが１０μｍ以下であれば、アシキュラーフェライトの面積分率は概ね半分以上となることがわかった。
【００３６】
そこで、本発明においては、島状マルテンサイトの生成量を面積分率で２％以下とするため、Ｃｅｑを０．３３〜０．４５ｍａｓｓ％の範囲に制限することに加えてさらに、ボンド近傍の熱影響部におけるアシキュラーフェライトの面積分率を概ね半分以上とし、ボンド近傍の熱影響部の旧オーステナイト粒内組織における線分法で測定した平均切片長さを１０μｍ以下に制御することとした。
【００３７】
次に、本発明の鋼材の好ましい製造方法について説明する。
本発明の鋼材は、転炉や電気炉等で溶銑を精錬し、さらに必要に応じて真空脱ガス等の２次精錬を施して、本発明に適合する所定の成分組成を有する鋼を溶製し、その後、連続鋳造工程または造塊−分塊工程を経て鋼片（スラブ）とするのが好ましい。次いで、その鋼片を、再加熱し、熱間圧延して放冷するか、あるいは上記熱間圧延後、必要に応じて加速冷却したり、直接焼入れ−焼戻し、再加熱焼入れ−焼戻し、再加熱焼準−焼戻しなどの工程を経て製品とするのが好ましい。
【実施例】
【００３８】
１５０ｋｇの高周波溶解炉を用いて、表１に示した成分組成を有する鋼を溶製し、鋼塊としたのち熱間圧延して厚さ７０ｍｍのシートバーとした。次いで、このシートバーを、１１５０℃に２時間加熱後、仕上圧延終了温度を板厚中心部で８５０℃とする熱間圧延を施し、板厚３０ｍｍの鋼板とし、板厚中心部の冷却速度が７℃／ｓｅｃとなるよう加速冷却した。この冷却速度は、板厚６０ｍｍの鋼板の１／４ｔ部分の冷却速度を、３０ｍｍの鋼板でシミュレートしたものである。その後、上記鋼板に５００℃×１０分間の焼戻し処理を施した後、母材特性を評価するため、上記鋼板から、平行部１４φ×８５ｍｍ、標点間距離７０ｍｍの丸棒引張試験片と、２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、引張試験とシャルピー衝撃試験に供し、降伏応力ＹＳ、引張強さＴＳおよび靭性特性（ｖＴｒｓ）を測定した。
【００３９】
【表１】
0005233365.tif 000002
【００４０】
さらに、上記鋼板の溶接熱サイクル後の靭性特性を評価するため、これらの鋼板から幅８０ｍｍ×長さ８０ｍｍ×厚み１５ｍｍの試験片を採取し、この試験片に、１４５０℃に加熱後８００〜５００℃を２７０ｓｅｃで冷却する熱処理を施した。この熱処理は、入熱量４００ｋＪ／ｃｍのエレクトロガス溶接を行った際にボンド近傍の熱影響部が受ける熱サイクルに相当する。その後、この試験片から、２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、シャルピー衝撃試験に供して、靭性特性（ｖＴｒｓ）を評価した。
【００４１】
また、上記熱処理後の鋼板について、アシキュラーフェライト（ＡＦ）と島状マルテンサイト（ＭＡ）の面積分率を測定した。アシキュラーフェライトの面積分率は、光学顕微鏡組織写真をトレースし、画像解析して求めた。また、島状マルテンサイトの面積分率は、２段エッチング法により島状マルテンサイトを現出させたのちＳＥＭで撮影した２０００倍の組織写真をトレースし、画像解析して求めた。
また、上記熱処理後の鋼板について、旧オーステナイト粒内組織の平均切片長さと島状マルテンサイト（ＭＡ）の面積分率を測定した。ここで、旧オーステナイト粒内組織の平均切片長さは、ボンド近傍の熱影響部をＥＢＳＤで３００μｍ×３００μｍの範囲を２視野測定し、１５°以上の傾角を有するバウンダリーマップを描画させて得られた粒界組織から、旧オーステナイト粒界から析出した粒界フェライトを除いて旧オーステナイト粒内組織を特定し、線分法を用いて求めた。また、島状マルテンサイトの面積分率は、２段エッチング法により島状マルテンサイトを現出させたのちＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で撮影した２０００倍の組織写真をトレースし、画像解析して求めた。
【００４２】
上記のようにして測定した母材特性と溶接部靭性特性等の結果を表２に示した。表２から、本発明に適合する成分組成を有する発明例の鋼板は、いずれもボンド近傍の熱影響部における組織が、平均切片長さが１０μｍ以下で、かつ島状マルテンサイトが２％以下となっており、その結果、ｖＴｒｓが−５５℃以下という良好な溶接部靭性が得られていることがわかる。これに対して、成分組成が本発明の範囲を外れる比較例の鋼板は、ボンド近傍の熱影響部の組織における平均切片長さ、島状マルテンサイトの面積分率のいずれか１以上が本発明の範囲から外れることによって、ボンド近傍の熱影響部の靭性が大きく劣るものしか得られていない。
【００４３】
【表２】
0005233365.tif 000003
【図面の簡単な説明】
【００４４】
【図１】本発明におけるボンド近傍の熱影響部を説明する模式図である。
【図１】
0005233365.tif 000004